WO2021125621A1 - 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법 - Google Patents

저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 내마모성과 더불어 저온에서 고충격인성을 가지며, 고경도를 갖는 내마모강 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
본 발명은 건설기계 등에 적합한 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수하고, 고경도를 가지는 내마모강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
불도저, 파워셔블 등의 산업기계, 크러셔나 슈트 등의 광산설비, 대형 덤프트럭 등에 대한 경량화와 함께 고성능화가 요구됨에 따라 마모를 받는 부위에는 내마모강이 사용되고 있다.
특히, 이러한 부위의 내용년수를 연장시키기 위하여, 여기에 사용되는 내마모강은 점차 고경도화 경향을 보이는데, 고경도화에 따른 균열 발생과 같은 결함의 우려로 고인성이 함께 요구되고 있다.
한편, 인성이 우수한 고경도 내마모강은 방탄강으로도 널리 사용되고 있다.
현재, 산업기계나 건설기계 등에 사용되는 내마모강에 대해 다음과 같은 기술들이 제안된 바 있다.
특허문헌 1은 강 중에 C, Si, Mn과 더불어 일정량의 Ti, B 등을 함유하고, H의 함량을 제한한 강판에 대해 재가열 소입시 냉각종료온도를 300℃ 이하로 제한하여 건전성이 우수한 브리넬 경도 450 이하의 강을 제조함을 개시하고 있다.
특허문헌 2에서는 C, Si, Mn 외에 Cr과 Mo, B을 첨가한 강판을 재가열 소입하여 브리넬 경도 500급의 강을 제조함을 개시하고 있다.
또한, 특허문헌 3은 강 중에 C, Si, Mn과 더불어 Cr, Mo, Ti, Nb, B 등의 함량을 제한하면서, 필요에 따라 Cu, Ni, V, Ca 등을 추가로 함유하는 강을 열간압연한 후 100℃ 이하로 냉각하고, 연속해서 템퍼링 처리하는 공정을 통해 저온인성이 우수한 브리넬 경도 500급의 강을 제조할 수 있다고 개시하고 있다.
뿐만 아니라, 특허문헌 4에서는 상대적으로 낮은 함량의 C와 높은 함량의 Si과 기타 원소들을 적절하게 함유하는 강에 대해 조질처리함으로써 내충격성 및 내마모성이 함께 확보된 고탄성 고강도의 특수용도강을 개시하고 있다.
그런데, 특허문헌 1은 실 환경에서 요구되는 경도 수준을 만족하지 못하며, 특허문헌 2는 경도 수준은 만족하나 인성이 열위한 단점이 있으며, 특허문헌 3은 고가 원소를 다량 함유하는 바, 경제적으로 불리하여 적용에 한계가 있다. 특허문헌 4의 경우에는 저온 인성의 확보가 곤란하며, 여전히 제조원가가 높다는 단점이 있다.
이에 따라, 고가 원소들을 다량으로 함유하지 않으면서, 경제적인 방법을 통해 내마모성과 더불어 저온 인성이 우수한 내마모강의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 1989-010564 B2
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 1989-021846 B2
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 1996-041535
(특허문헌 4) 대한민국 등록공보 10-0619841
본 발명의 일 측면은, 내마모성과 더불어 저온에서 고충격인성을 가지며, 고경도를 갖는 내마모강 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 1.0~1.6%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.5~1.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 마르텐사이트 및 베이나이트 복합조직과 면적분율 2.5~10%로 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 950~1150℃의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 25℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃까지 냉각한 후 공냉하는 단계를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고경도를 가지면서, 저온 인성이 우수한 내마모강을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명은 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 추가적인 열처리를 행하지 않고서도 목표 수준의 물성을 가지는 내마모강을 제공할 수 있는 바, 경제적으로도 유리한 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직을 전자주사현미경(a) 및 EBSD(b)로 측정한 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교강의 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교강의 미세조직을 전자주사현미경(a) 및 EBSD(b)로 측정한 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 건설 기계 등에 적합하게 적용할 수 있는 소재로서, 핵심적으로 요구되는 물성인 내마모성의 확보가 가능하면서, 강도 및 인성 등의 물성이 우수한 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구하였다.
특히, 경제적으로 유리한 방법을 통해 강재의 내마모성을 향상시키고자 하였으며, 그에 따라 본 발명을 제공하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고경도 내마모강은 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 1.0~1.6%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.5~1.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 질소(N): 0.006% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 내마모강의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.25~0.50%
탄소(C)는 마르텐사이트 또는 베이나이트 상과 같은 저온 변태상을 가지는 강에서 강도와 경도를 향상시키는데에 효과적이며, 경화능 향상에 유효한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.25% 이상으로 C를 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.50%를 초과하게 되면 강의 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 C는 0.25~0.50%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.0~1.6%
실리콘(Si)은 탈산효과와 더불어 고용강화에 따른 강도 향상에 유효하며, 일정량 이상의 C를 함유하는 고탄소강에서 세멘타이트와 같은 탄화물의 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 원소이다.
특히, 상기 Si은 마르텐사이트와 베이나이트 등의 저온 변태상을 가지는 강에서 균질하게 분포된 잔류 오스테나이트는 강도 저하없이 충격인성의 향상에 기여하므로, 본 발명에 있어서 저온인성 확보에 유리한 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 1.0% 이상으로 Si을 포함할 수 있으나, 그 함량이 1.6%를 초과하게 되면 용접성이 급격히 열화되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 1.0~1.6%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.2% 이상으로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.6~1.6%
망간(Mn)은 페라이트의 생성을 억제하고, Ar3 온도를 낮춤으로써 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 인성을 높이는데 유리한 원소이다.
본 발명에서 목표 수준의 경도를 얻기 위해서는 상기 Mn을 0.6% 이상으로 함유할 수 있으나, 그 함량이 1.6%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고, 중심편석이 조장되어 강 중심부 물성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 0.6~1.6%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.05% 이하(0%는 제외)
인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소이면서, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 이에, 상기 P은 그 함량을 가능한 낮추는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 P을 최대 0.05%로 함유하더라도 강의 물성에 큰 영향이 없는 바, 상기 P의 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있다. 보다 유리하게는 0.03% 이하로 제한할 수 있으며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.02% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중에서 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성함으로써, 강의 인성을 저해하는 원소이다. 이에, 상기 S은 그 함량을 가능한 낮추는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 S을 최대 0.02%로 함유하더라도 강의 물성에 큰 영향이 없는 바, 상기 S의 함량을 0.02% 이하로 제한할 수 있다. 보다 유리하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있으며, 다만 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.07% 이하(0%는 제외)
알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 용강 중에 산소 함량을 낮추는데 효과적인 원소이다. 이러한 Al의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 강의 청정성이 저해되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Al은 0.07% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 상기 Al의 함량을 과도하게 낮추는 경우 제강공정시 부하가 발생하고, 제조비용의 상승을 초래하는 바, 이를 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
크롬(Cr): 0.5~1.5%
크롬(Cr)은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 향상시키며, 강의 표면부 및 중심부 경도 확보에 유리하다. 이러한 Cr은 비교적 저가의 원소인 바, Cr을 활용하여 강의 고경도 및 고인성을 확보하기 위하여 0.5% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 강의 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 0.5~1.5%로 함유할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.65% 이상으로 포함할 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.004%
칼슘(Ca)은 황(S)과의 결합력이 좋아 MnS 주변(둘레)에 CaS를 생성함으로써 MnS의 연신을 억제함으로써 압연 방향의 직각방향으로의 인성을 향상시키는데 유리하다. 또한, 상기 Ca의 첨가로 생성된 CaS는 다습한 외부 환경 하에서 부식 저항을 높이는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0005% 이상으로 Ca을 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.004%를 초과하게 되면 제강조업시 노즐 막힘 등의 결함을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ca은 0.0005~0.004%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.006% 이하
질소(N)는 강 중에 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는데에 유리하지만, 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 오히려 강의 인성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명에서는 상기 N를 함유하지 않더라도 강도를 확보하는데에 무리가 없는 바, 상기 N는 0.006% 이하로 함유할 수 있다. 다만, 불가피하게 함유되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 내마모강은 상술한 합금조성 이외에도, 목표로 하는 물성을 유리하게 확보하기 위한 목적에서 하기 원소들을 추가로 더 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 내마모강은 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti), 보론(B) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.01~0.5%
니켈(Ni)은 강의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 데에 유리한 원소로서, 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Ni을 함유할 수 있다. 다만, 고가의 원소이므로, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ni을 함유하는 경우, 0.01~0.5%로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키며, 특히 일정 이상의 두께를 가지는 후물재의 경도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조원가가 상승할 뿐만 아니라, 용접성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mo을 함유하는 경우, 0.01~0.3%로 함유할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.025%
티타늄(Ti)은 강의 소입성을 향상시키는데에 유리한 원소인 B의 효과를 극대화하는데에 유리한 원소이다. 즉, 상기 Ti은 강 중 N와 결합하여 TiN을 석출시켜 고용 N의 함량을 저감시키면서, 이로부터 B의 BN 형성을 억제하여 고용 B를 증가시킴으로써 소입성 향상을 극대화할 수 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 함유할 수 있으나, 그 함량이 0.025%를 초과하게 되면 조대한 TiN 석출물이 형성되어 강의 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti을 함유하는 경우, 0.005~0.025%로 함유할 수 있다.
보론(B): 0.0002~0.005%
보론(B)은 소량의 첨가로도 강의 소입성을 유효하게 상승시켜 강도를 높이는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0002% 이상으로 B을 함유할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우 오히려 강의 인성 및 용접성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.005% 이하로 제한할 수 있다.
따라서, 상기 B을 함유하는 경우, 0.0002~0.005%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 상기 B은 0.0040% 이하, 보다 더 유리하게는 0.0035% 이하, 더 나아가 0.0030% 이하로 함유할 수 있다.
바나듐(V): 0.2% 이하
바나듐(V)은 열간압연 후 재가열시 VC 탄화물을 형성함으로써, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 인성을 확보하는 데에 유리한 원소이다. 이러한 V은 상대적으로 고가의 원소인 바, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승되는 문제가 있다.
따라서, 상기 V의 첨가시, 0.2% 이하로 함유할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 내마모강은 미세조직이 마르텐사이트와 베이나이트 상의 복합조직으로 구성될 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 내마모강은 마르텐사이트와 베이나이트 상의 복합조직을 면적분율 90% 이상으로 포함할 수 있으며, 이들 상 분율이 90% 미만이면 목표 수준의 강도 및 경도의 확보가 어려워진다. 여기서, 상기 마르텐사이트와 베이나이트 상은 각각 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 상을 포함할 수 있음을 밝혀둔다.
본 발명의 내마모강은 상술한 복합조직의 평균 래스(lath) 크기가 0.3㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 복합조직의 평균 래스(lath) 크기가 0.3㎛를 초과하게 되면 강의 인성이 저하되는 문제가 있다.
본 발명의 내마모강은 상기 복합조직 외에 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있으며, 이때 면적분율 2.5~10%로 함유할 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트 상의 분율이 2.5% 미만이면 저온 충격인성이 열화되며, 반면 10%를 초과하게 되면 경도가 열화되는 문제가 있다.
한편, 본 발명의 내마모강은 전체 두께에 걸쳐 상술한 조직 구성을 가짐을 밝혀둔다.
상술한 합금조성과 더불어 제안한 미세조직을 가지는 본 발명의 내마모강은 5~40mm의 두께를 가질 수 있으며, 이러한 내마모강의 표면 경도가 460~540HB로 고경도이면서, -40℃에서의 충격 흡수 에너지가 17J 이상으로 저온 인성이 우수한 효과가 있다.
여기서, 표면 경도란 상기 내마모강의 표면으로부터 두께 방향 2mm~5mm의 지점에서 측정된 경도 값을 의미한다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고경도 내마모강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히 설명하면, 앞서 서술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 다음, 상기 강 슬라브를 [가열 - 압연 - 냉각]의 공정을 거쳐 제조할 수 있다. 이하에서는 각 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열 공정]
먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후 이를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열할 수 있다.
상기 가열시 온도가 1050℃ 미만이면 강의 변형저항이 커져 후속 압연 공정을 효과적으로 행할 수 없으며, 반면 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대해져 불균일한 조직이 형성될 우려가 있다.
따라서, 상기 강 슬라브의 가열은 1050~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[압연 공정]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 압연할 수 있으며, 이때 조압연 및 마무리 열간압연의 공정을 거쳐 열연강판으로 제조할 수 있다.
우선, 상기 가열된 강 슬라브를 950~1150℃의 온도범위에서 조압연하여 바(bar)로 제작한 후, 이를 850~950℃의 온도범위에 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 조압연시 온도가 950℃ 미만이면 압연 하중이 증가하여 상대적으로 약압하 됨에 따라 슬라브 두께 방향 중심까지 변형이 충분히 전달되지 못하게 되며, 그 결과 공극과 같은 결함이 제거되지 않을 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1150℃를 초과하게 되면 재결정 입도가 지나치게 조대해져 인성에 유해할 우려가 있다.
상기 마무리 열간압연시 온도가 850℃ 미만이면 2상역 압연이 행해져 미세조직 중 페라이트가 생성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 최종 조직의 입도가 조대해져 저온인성이 열위하게 되는 문제가 있다.
[냉각 공정]
상술한 압연공정을 거쳐 제조된 열연강판을 일정 온도까지 수냉한 후 공냉할 수 있다.
구체적으로, 본 발명은 열연강판의 냉각시 평균 냉각속도 25℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃의 온도범위까지 수냉을 행한 다음, 150℃ 이하로 공냉을 행할 수 있으며, 상기 공냉시 자가-템퍼링(self-tempering)이 발현되는 효과가 있다. 즉, 공냉시 마르텐사이트와 베이나이트 상의 템퍼링이 행해지며, 일정 분율로 잔류 오스테나이트 상이 형성됨에 의해 강의 인성 향상을 도모할 수 있다.
상기 공냉은 상온까지 행하더라도 무방하다.
한편, 상기 냉각은 Ar3 이상에서 개시할 수 있다. 여기서, Ar3는 합금성분계에 의존하며, 이는 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 사항임을 밝혀둔다.
상기 수냉시의 냉각속도가 25℃/s 미만이면 냉각 중에 페라이트 상이 형성되거나 경질상(마르텐사이트+베이나이트)의 평균 래스(lath) 크기가 커져 고경도를 확보하기 곤란해진다. 상기 수냉시의 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 냉각 설비를 고려하여 최대 100℃/s의 냉각속도로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
상기의 냉각속도로 냉각을 행함에 있어서, 냉각종료온도가 200℃ 미만이면 자가-템퍼링 효과가 적어 목표 수준의 인성을 확보하기 곤란해지며, 반면 그 온도가 400℃를 초과하게 되면 경질상(마르텐사이트+베이나이트)의 평균 래스(lath) 크기가 커져 강도 또는 인성 저하에 의해 목표 수준의 경도 또는 인성을 확보할 수 없게 된다.
상술한 일련의 제조공정을 거쳐 얻어지는 열연강판은 두께 5~40mm 가지는 강재로서, 내마모성과 더불어 고경도 및 고인성의 특성을 가질 수 있다.
특히, 본 발명에 의할 경우, 냉각 공정 중에 자가-템퍼링을 실현할 수 있는 바, 후속 템퍼링(tempering) 공정이 요구되지 아니하며, 이로부터 보다 경제적으로 내마모강을 제조하는 효과가 있다 할 것이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 공정 조건에 따라 [가열 - 압연 - 냉각]을 행하여 각각의 열연강판을 제조하였다. 이때, 상기 냉각은 일정 온도까지 수냉을 행한 후 150℃ 이하로 공냉을 행하였다.
이후, 각각의 열연강판에 대해 미세조직과 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
각 열연강판의 미세조직은 임의의 크기로 시편을 절단하여 경면을 제작한 후 나이탈(Nital) 에칭액을 사용하여 부식시킨 다음, 광학현미경과 전자주사현미경(SEM)을 활용하여 두께 중심부인 1/2t 지점을 관찰하였다. 이때, 마르텐사이트 및 베이나이트 복합조직의 래스(lath) 크기는 전자후방산란회절(Electron Back-scattered Diffraction, EBSD) 분석을 이용하여 측정하였다.
또한, 각 열연강판의 경도 및 인성은 각각 브리넬 경도 시험기(하중 3000kgf, 10mm 텅스텐 압입구) 및 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 이때, 표면 경도는 열연판의 표면을 2mm 밀링 가공한 후 3회 측정한 값의 평균값을 사용하였으며, 샤르피 충격시험은 두께 방향 1/4t 지점에서 시편을 채취한 후 -40℃에서 3회 측정한 값의 평균값을 사용하였다.
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P* S* Cr Mo V Al Ca* Ti B* N*
A 0.25 1.35 1.01 110 20 0.71 0 0 0.025 13 0 0 34
B 0.30 1.35 1.00 100 20 0.70 0 0 0.020 10 0 0 48
C 0.35 1.35 0.75 100 20 0.69 0 0 0.024 11 0 0 36
D 0.45 1.40 0.68 120 20 0.70 0 0 0.033 15 0 0 43
E 0.45 1.40 0.69 90 20 0.70 0 0.158 0.034 10 0 0 41
F 0.30 1.34 1.00 100 20 0.70 0 0 0.038 10 0.015 0 34
G 0.30 1.35 1.02 110 20 0.70 0 0 0.027 10 0.016 15 37
H 0.21 1.34 1.02 110 20 0.71 0 0 0.024 12 0 0 41
I 0.56 1.41 0.71 110 20 0.70 0 0 0.030 14 0 0 41
J 0.26 0.30 1.20 80 10 0.25 0.25 0 0.030 10 0.020 20 40
K 0.38 0.32 1.10 80 6 0.40 0.50 0 0.030 10 0.019 20 37
(표 1에서 P*, S*, Ca*, B*, N*은 ppm으로 나타낸 것이다.)
강종 두께(mm) 가열(℃) 압연 냉각 (수냉) 비고
조압연(℃) 마무리열간압연(℃) 개시온도(℃) 종료온도(℃) 속도(℃/s)
A 12 1200 1150 880 790 360 30 발명예 1
B 12 1200 1140 860 760 300 38.4 발명예 2
B 12 1200 1135 860 755 360 30.4 발명예 3
C 14 1200 1100 935 780 350 43 발명예 4
D 12 1200 1145 860 760 310 45 발명예 5
E 12 1200 1120 860 760 360 50 발명예 6
F 12 1200 1130 880 800 270 48 발명예 7
F 12 1200 1120 880 800 285 61 발명예 8
G 12 1200 1100 880 800 219 58 발명예 9
G 12 1200 1130 880 800 293 63 발명예 10
A 12 1200 1135 880 790 256 23 비교예 1
B 25 1200 1100 870 790 300 13 비교예 2
B 25 1200 1120 870 790 390 20 비교예 3
C 14 1200 1100 830 720 270 52 비교예 4
C 14 1200 1110 930 780 410 41 비교예 5
D 12 1200 1125 860 760 170 60 비교예 6
F 12 1200 1120 880 800 180 68 비교예 7
G 12 1200 1130 880 800 411 52 비교예 8
H 12 1200 1140 880 790 251 40 비교예 9
H 12 1200 1130 880 790 335 35 비교예 10
H 12 1200 1150 880 790 364 40 비교예 11
I 12 1200 1120 870 760 295 52 비교예 12
I 12 1200 1110 870 760 380 38 비교예 13
J 12 1200 1120 880 790 269 48 비교예 14
K 12 1200 1110 880 760 300 38 비교예 15
(표 2에서 발명예들의 냉각 개시온도는 Ar3 이상이다.)
구분 미세조직 (면적분율%) M+B 평균lath 크기(㎛) 표면경도(HB) 충격인성(J,@-40℃)
M+B F r-γ
발명예 1 97.5 0 2.5 0.29 481 22.2
발명예 2 97 0 3 0.27 494 30.2
발명예 3 92.5 0 7.5 0.28 477 29.0
발명예 4 94 0 6 0.25 477 22.7
발명예 5 97 0 3 0.28 535 26.0
발명예 6 97.2 0 2.8 0.26 485 18.0
발명예 7 96.8 0 3.2 0.20 496 23.0
발명예 8 96.2 0 3.8 0.19 481 25.4
발명예 9 96.9 0 3.1 0.16 533 22.1
발명예 10 92.8 0 7.2 0.29 490 28.4
비교예 1 99 0 1 0.18 492 14.7
비교예 2 85 13.2 1.8 0.38 366 14.5
비교예 3 88 11 1 0.40 444 11.7
비교예 4 86 12 2 0.30 430 10.1
비교예 5 85 13 2 0.48 406 19.5
비교예 6 98.9 0 1.1 0.17 584 4.4
비교예 7 99 0 1 0.17 558 5.9
비교예 8 93 5.5 1.5 0.37 456 27.8
비교예 9 86 12 2 0.28 402 12.7
비교예 10 86 11 3 0.29 409 15.4
비교예 11 81 15 4 0.28 381 16.7
비교예 12 99 0 1 0.14 569 3.9
비교예 13 98.5 0 1.5 0.18 500 8.5
비교예 14 99 0 1 0.19 497 12.9
비교예 15 99 0 1 0.14 616 5.8
(표 3에서 M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, F는 페라이트, r-γ는 잔류 오스테나이트 상을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우, 미세조직이 마르텐사이트+베이나이트와 함께 일정 분율로 잔류 오스테나이트 상을 포함함을 확인할 수 있다. 또한, 상기 마르텐사이트+베이나이트의 래스(lath) 크기가 모두 0.3㎛ 이하로 형성되었다. 이로부터, 상기 발명예 1 내지 10 모두 우수한 경도 및 저온 충격인성의 확보가 가능하였다.
반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하는 반면, 제조조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 8은 미세조직으로 페라이트 상의 형성 또는 마르텐사이트와 베이나이트 래스(lath) 크기가 조대하거나, 오스테나이트 상의 분율이 미비하여 고경도 및 저온 충격인성을 동시에 우수하게 확보하기 곤란하였다.
한편, 비교예 9 내지 11은 강 중 C 함량이 불충분함에 따라, 소입성이 낮아 초석 페라이트 상이 과도하게 생성됨으로써 경도 및 인성이 크게 열위하였다. 또한, 비교예 12 및 13은 강 중 C 함량이 과도하게 높은 경우로서, 잔류 오스테나이트 상의 분율이 미비하여 저온 충격인성이 크게 열위하였다.
그리고, 강 중 Si 및 Cr의 함량이 불충분한 비교예 14는 잔류 오스테나이트 상의 생성이 충분하지 못하고, 인성에 열위한 세멘타이트 상의 생성이 조장되어 경도는 높으나 인성이 열위하였다.
비교예 15 역시 Si 및 Cr의 함량이 불충분하여 잔류 오스테나이트 상이 충분히 생성되지 못하고, 세멘타이트 상의 생성을 조장되어 인성이 열위할 뿐만 아니라, Mo의 함량이 과도함에 의해 경화능 증가로 규격대비 인성이 크게 열위한 결과를 보였다.
도 1 및 도 2는 발명예 5의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
이 중, 도 1은 광학현미경으로 관찰한 사진이고, 도 2는 주사전자현미경 및 EBSD로 관찰한 사진으로서, 기지조직으로 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 주 조직으로 형성됨을 확인할 수 있으며, 마르텐사이트와 베이나이트의 래스(lath) 경계에 잔류 오스테나이트 상이 미세하게 분포하고 있음을 알 수 있다.
도 3 및 도 4는 비교예 6의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
이 중, 도 3은 광학현미경으로 관찰한 사진이고, 도 4는 주사전자현미경 및 EBSD로 관찰한 사진으로서, 기지조직으로 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 주로 형성되었으나, 잔류 오스테나이트 상이 매우 미비하게 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 1.0~1.6%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.5~1.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 마르텐사이트 및 베이나이트 복합조직과 면적분율 2.5~10%로 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 중량%로, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.025%, 보론(B): 0.0002~0.005% 및 바나듐(V): 0.2% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 및 베이나이트 복합조직은 평균 래스(lath) 크기가 0.3㎛ 이하인 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 상기 마르텐사이트와 베이나이트 복합조직을 면적분율 90% 이상으로 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 표면 경도가 460~540HB 이고, -40℃에서의 충격 흡수 에너지가 17J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 내마모강은 5~40mm의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.25~0.50%, 실리콘(Si): 1.0~1.6%, 망간(Mn): 0.6~1.6%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.07% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.5~1.5%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.004%, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 950~1150℃의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 850~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 25℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃까지 냉각한 후 공냉하는 단계
    를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.025%, 보론(B): 0.0002~0.005% 및 바나듐(V): 0.2% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 공냉시 자가-템퍼링(self-tempering)이 일어나는 것을 특징으로 하는 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 공냉은 150℃ 이하로 행하는 것인 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강의 제조방법.
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